超級(jí)馬氏體不銹鋼焊絲MAG焊熔敷金屬微觀組織和力學(xué)性能研究

焦帥杰，賈玉力，周寶金，韓 瑩，徐亦楠，郝增龍

1.哈爾濱焊接研究院有限公司，黑龍江 哈爾濱 150028

2.哈爾濱威爾焊接有限責(zé)任公司，黑龍江 哈爾濱 150060

0 前言

水電清潔能源在我國(guó)是僅次于火電的第二大能源，在“碳達(dá)峰”“碳中和”目標(biāo)的大背景下，我國(guó)水電事業(yè)實(shí)現(xiàn)了飛速發(fā)展，水電建設(shè)能力與水平已成功跨入世界領(lǐng)先行列［1-2］。以白鶴灘特大型水電站為例，其左右兩岸各安裝8臺(tái)大型混流式水輪機(jī)轉(zhuǎn)輪，單機(jī)容量1 000 MW，居世界第一，轉(zhuǎn)輪直徑近9 m，質(zhì)量約350 t。轉(zhuǎn)輪材質(zhì)為ZG04Cr13Ni4～5Mo超級(jí)馬氏體不銹鋼，由上冠、下環(huán)和葉片拼焊而成，焊接接頭最大厚度達(dá)200 mm，每臺(tái)轉(zhuǎn)輪焊縫的總長(zhǎng)度達(dá)到300 m，需消耗10余噸焊接材料［3-4］。焊接材料對(duì)轉(zhuǎn)輪焊縫的力學(xué)性能、抗裂紋性能、抗疲勞性能等有著重要的影響，因此開發(fā)出符合工程應(yīng)用需求的配套焊接材料至關(guān)重要，高質(zhì)量的焊接材料將助力大型水電站等國(guó)家重大工程的建設(shè)。

HS13/5L焊絲相當(dāng)于美標(biāo)AWSA5.9ER410NiMo不銹鋼焊絲，為水輪機(jī)轉(zhuǎn)輪母材馬氏體不銹鋼同質(zhì)焊絲，焊后需進(jìn)行回火熱處理。由于此類超級(jí)馬氏體不銹鋼的Ac1溫度較低，位于600 ℃附近［5］，在略高于Ac1溫度回火即可形成分散在馬氏體板條界和原奧氏體晶界的逆變奧氏體，使材料獲得良好的塑性和韌性［6-7］。MAG焊因其保護(hù)氣體的氧化性氣氛能夠改善熔滴的過(guò)渡特性、熔深特性以及電弧穩(wěn)定性，焊接過(guò)程和焊接質(zhì)量可靠［8］，成為轉(zhuǎn)輪焊接常用的焊接方法。方乃文等［9］采用不同的保護(hù)氣體對(duì)低鎳含氮奧氏體不銹鋼進(jìn)行激光-脈沖MAG電弧復(fù)合焊接，發(fā)現(xiàn)在保護(hù)氣體中加入N2會(huì)使氣孔缺陷增多，加入CO2會(huì)造成熔敷金屬增氧和增碳，使韌性惡化，故HS13/5L焊絲MAG焊熔敷金屬的沖擊韌性與母材之間仍存在一定的差距。目前國(guó)內(nèi)外在超級(jí)馬氏體不銹鋼的組織和熱處理工藝方面已進(jìn)行了大量研究。董方奇［10］對(duì)ZG00Cr13Ni4Mo與ZG00Cr1 3Ni5Mo鋼的研究表明，兩種鋼在1 050℃正火+550℃回火后能獲得良好的硬度、沖擊韌性和抗磨蝕性能；Liu等［11］研究了Cr13型超級(jí)馬氏體不銹鋼在900～1 100℃淬火后的組織大小，結(jié)果表明，隨淬火溫度的升高，原奧氏體晶粒尺寸和板條馬氏體厚度均增大；Singh等［12］采用循環(huán)熱處理的方法提高了超級(jí)馬氏體不銹鋼的抗拉強(qiáng)度和硬度。

我國(guó)白鶴灘水電站轉(zhuǎn)輪的焊接中普遍采用HS13/5L焊絲，焊接接頭是水輪機(jī)轉(zhuǎn)輪性能較薄弱的部位，研究其熔敷金屬組織性能對(duì)于保證轉(zhuǎn)輪的安全運(yùn)行具有重要意義。本文對(duì)HS13/5L焊絲MAG焊熔敷金屬的微觀組織和力學(xué)性能進(jìn)行表征，較為系統(tǒng)地評(píng)價(jià)該焊絲目前的水平，借鑒轉(zhuǎn)輪母材的熱處理工藝，研究正火+回火熱處理對(duì)熔敷金屬韌性的改善效果，為轉(zhuǎn)輪焊接接頭熱處理工藝的優(yōu)化提供參考。

1 試驗(yàn)材料及方法

試驗(yàn)用焊絲為哈爾濱威爾焊接有限責(zé)任公司生產(chǎn)的直徑1.2 mm的HS13/5L實(shí)心焊絲。遵循標(biāo)準(zhǔn)GB/T 25774.1—2010《焊接材料的檢驗(yàn)第1部分：鋼、鎳及鎳合金熔敷金屬力學(xué)性能試樣的制備及檢驗(yàn)》中的規(guī)定［13］，母材選用20 mm厚的Q235碳鋼板，使用試驗(yàn)焊絲在坡口兩側(cè)和底板表面各堆焊兩層隔離層，隔離層厚度6 mm，以防止碳鋼母材對(duì)熔敷金屬產(chǎn)生稀釋。焊接坡口形式如圖1所示，用刨床加工成45°V型坡口，坡口根部間隙18 mm，采用MAG焊進(jìn)行多層多道焊接。焊接工藝參數(shù)如表1所示，焊絲及熔敷金屬的主要化學(xué)成分如表2所示。

表1 焊接工藝參數(shù)Table 1 Welding process parameters

表2 焊絲及熔敷金屬化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%）Table 2 Chemical compositions of wire and deposited metals（wt.%）

圖1 焊接坡口尺寸Fig.1 Welding groove size

另外本文探討了兩種正火+回火熱處理工藝，其中：第一階段的正火工藝的加熱溫度分別為750℃和800℃，保溫時(shí)間均為1 h，保溫結(jié)束后水冷至室溫；第二階段的回火工藝為590℃下保溫8 h，隨后爐冷。

采用Gleeble-1500D型熱力學(xué)模擬試驗(yàn)機(jī)測(cè)定熔敷金屬在加熱和冷卻過(guò)程中的相變點(diǎn)，具體試驗(yàn)方案如下：將焊態(tài)熔敷金屬試樣以0.5℃/s速率加熱至900℃并保溫20 min，然后以2.5℃/s速率冷卻至100 ℃以下，測(cè)定熔敷金屬的相變點(diǎn)Ac1、Ac3、Ms和Mf。焊態(tài)及回火熱處理態(tài)熔敷金屬的金相試樣經(jīng)過(guò)磨制、拋光和腐蝕后，在OLYMPUS GX51型光學(xué)金相顯微鏡下進(jìn)行觀察。熔敷金屬的拉伸試驗(yàn)按照GB/T 2652—2008在AG-IS 100KN型電子拉伸試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行；沖擊試驗(yàn)按照GB/T 2650—2008在ZBC2452-C型擺錘式?jīng)_擊試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行；布氏硬度試驗(yàn)在HB-3000B型布氏硬度計(jì)上進(jìn)行，載荷設(shè)為7 355 N，加載時(shí)間12 s。利用ZEISS EVO18型掃描電子顯微鏡觀察熔敷金屬?zèng)_擊試樣的斷口。熱模擬試樣為直徑6 mm、長(zhǎng)40 mm的圓柱體；金相試樣的觀察面為焊縫橫截面；拉伸試樣平行于焊接方向制取，平行段長(zhǎng)度60 mm，直徑10 mm；沖擊試樣為55 mm×10 mm×10 mm的標(biāo)準(zhǔn)V型缺口試樣，垂直于焊接方向截取。

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 臨界相變點(diǎn)

圖2為HS13/5L焊絲熔敷金屬的熱膨脹曲線，各相變點(diǎn)均已標(biāo)注在圖中，分析HS13/5L焊絲MAG焊熔敷金屬的組織轉(zhuǎn)變規(guī)律。首先在加熱過(guò)程中，當(dāng)溫度達(dá)到628℃時(shí)，室溫下的馬氏體組織開始發(fā)生奧氏體的逆轉(zhuǎn)變，奧氏體逆轉(zhuǎn)變過(guò)程一直持續(xù)到771℃，此時(shí)的組織全部為奧氏體組織；在冷卻過(guò)程中，不穩(wěn)定的逆變奧氏體在303℃時(shí)開始轉(zhuǎn)變?yōu)樾律R氏體，在141℃時(shí)轉(zhuǎn)變過(guò)程終止，室溫下仍全部是馬氏體組織。

圖2 熱膨脹曲線Fig.2 Dilatometric curve of the deposited metals

2.2 熔敷金屬金相組織

圖3為HS13/5L焊絲熔敷金屬的焊態(tài)組織?？梢钥闯?，焊縫區(qū)為淬火馬氏體組織（見(jiàn)圖3a），馬氏體板條束較為粗大，枝晶間還存在少量的δ鐵素體組織，這些δ鐵素體是在凝固過(guò)程的高溫階段形成并殘留下來(lái)的。由于焊接過(guò)程中將層間溫度控制在150℃以下，所以在下一道焊道焊接前，前焊道的焊縫金屬基本上都完成了馬氏體相變。圖3b為層道間熱循環(huán)峰值溫度處于Ac1點(diǎn)以上的重?zé)釁^(qū)域，盡管在焊接熱循環(huán)的升溫階段形成了奧氏體組織，但在冷卻過(guò)程中又重新轉(zhuǎn)變?yōu)榇慊瘃R氏體組織，與圖3a中的焊縫組織類似。圖3c為處于回火溫度范圍內(nèi)的重?zé)釁^(qū)域，在經(jīng)歷了后焊焊道熱循環(huán)的回火作用后，先焊焊道的淬火馬氏體組織轉(zhuǎn)變成回火馬氏體組織。

圖3 熔敷金屬焊態(tài)組織Fig.3 Microstructure characteristics of the as-welded deposited metals

圖4為熔敷金屬的回火熱處理態(tài)組織?？梢钥闯?，焊縫和重?zé)釁^(qū)均為在原奧氏體晶粒內(nèi)形成的回火馬氏體組織。焊縫區(qū)域的晶粒形態(tài)為柱狀晶，而重?zé)釁^(qū)由于發(fā)生重結(jié)晶轉(zhuǎn)變，呈現(xiàn)出等軸晶的形態(tài)。在回火熱處理過(guò)程中，碳過(guò)飽和的淬火馬氏體中析出碳化物而轉(zhuǎn)變?yōu)榛鼗瘃R氏體，原奧氏體晶界也因?yàn)樘蓟锏奈龀龆忧逦仫@現(xiàn)出來(lái)。由于采取的回火熱處理溫度在Ac1點(diǎn)附近，并且回火溫度不太高，在升溫和保溫階段會(huì)產(chǎn)生一定量的逆變奧氏體，這些逆變奧氏體在隨后的冷卻階段很穩(wěn)定，能夠一直保留至室溫。逆變奧氏體彌散分布于馬氏體板條束之間，使得馬氏體板條束的寬度明顯細(xì)化［14］。

圖4 熔敷金屬回火熱處理態(tài)組織Fig.4 Microstructure characteristics of the as-tempered deposited metals

2.3 熔敷金屬力學(xué)性能

回火后形成的逆變奧氏體對(duì)于改善超級(jí)馬氏體不銹鋼的塑性和韌性有顯著作用，其原因?yàn)椋阂皇怯赡孀儕W氏體組織的分布特點(diǎn)決定，該組織細(xì)小且彌散分布在馬氏體基體中；二是逆變奧氏體組織較軟，能夠釋放組織中的殘余應(yīng)力，不利于裂紋的萌生。

圖5為全熔敷金屬的室溫拉伸測(cè)試結(jié)果?？梢钥闯?，回火熱處理后熔敷金屬的強(qiáng)度降低而塑性提高，抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度分別由1 037 MPa、906 MPa降至856 MPa、734 MPa，而斷后伸長(zhǎng)率和斷面收縮率分別由8%、14%大幅提高至19%、60%，可見(jiàn)回火熱處理能顯著改善HS13/5L焊絲MAG焊熔敷金屬的塑性。590℃×8 h回火熱處理能同時(shí)獲得良好的強(qiáng)度和塑性。

圖5 室溫拉伸性能Fig.5 Room temperature tensile properties of deposited metals

表3為焊態(tài)及回火熱處理態(tài)熔敷金屬的0℃沖擊測(cè)試結(jié)果。由表可知，焊態(tài)及熱處理態(tài)試樣的啟裂功相近，均在20 J左右，兩種試樣的抗裂紋萌生的能力相當(dāng)；而熱處理態(tài)試樣的擴(kuò)展功明顯高于焊態(tài)試樣，表明回火熱處理能顯著提高材料的抗裂紋擴(kuò)展的能力。另外焊態(tài)試樣的Ep/Ei為1.55，熱處理后則達(dá)到2.89。較高的Ep和Ep/Ei均表明熱處理態(tài)熔敷金屬的沖擊斷裂韌性更優(yōu)異。焊態(tài)熔敷金屬的沖擊值接近55 J，回火熱處理態(tài)熔敷金屬的沖擊值則達(dá)到87 J，提高了近60%，這主要?dú)w因于回火處理產(chǎn)生的逆變奧氏體組織。然而由于逆變奧氏體非常細(xì)小，在光學(xué)顯微鏡下的回火組織中并不能直接觀察到該組織的存在（見(jiàn)圖4），但結(jié)合圖2的熱膨脹曲線可以定性地認(rèn)為回火組織中含有逆變奧氏體。后續(xù)研究需要借助透射電鏡等手段對(duì)其進(jìn)行直觀的表征。

表3 熔敷金屬0℃沖擊性能Table 3 0℃impact properties of deposited metals

圖6為布氏硬度測(cè)試點(diǎn)示意。在Q235碳鋼板上用HS13/5L焊絲堆焊，堆焊層尺寸為60mm×30 mm×10 mm，將上表面磨制、拋光后，測(cè)試3點(diǎn)布氏硬度，兩點(diǎn)之間距離為20 mm。表4為熔敷金屬布氏硬度測(cè)試結(jié)果，焊態(tài)熔敷金屬的布氏硬度超過(guò)350 HBW，而經(jīng)過(guò)590℃×8 h回火熱處理后，布氏硬度值降低至300 HBW以下，這是因?yàn)榛鼗瘃R氏體和逆變奧氏體的硬度均低于淬火馬氏體，因此回火熱處理能夠降低熔敷金屬的硬度，使材料發(fā)生一定程度的軟化。

圖6 布氏硬度測(cè)試點(diǎn)示意Fig.6 Schematic diagram of Brinell hardness testing points

標(biāo)準(zhǔn)QJ/CTG 03.01—2013中規(guī)定了轉(zhuǎn)輪鑄件ZG04Cr13Ni4～5Mo的力學(xué)性能，如表5所示，與圖5、表3和表4的熔敷金屬力學(xué)性能測(cè)試結(jié)果相比可知，HS13/5L焊絲MAG焊熔敷金屬經(jīng)回火處理后的強(qiáng)度高于ZG04Cr13Ni4～5Mo的指標(biāo)要求，且兩者的塑性和硬度指標(biāo)相近，而大型馬氏體不銹鋼轉(zhuǎn)輪鑄件的0℃沖擊值在100 J以上，HS13/5L焊絲MAG焊熔敷金屬的韌性相較偏低，有待進(jìn)一步提高。

表4 熔敷金屬布氏硬度Table 4 Brinell hardness of deposited metals

表5 ZG04Cr13Ni4～5Mo力學(xué)性能Table 5 Mechanical properties of ZG04Cr13Ni4~5Mo

按照轉(zhuǎn)輪的制造流程，接頭在焊接完成后進(jìn)行590℃×8 h的回火熱處理，而轉(zhuǎn)輪鑄件通常采用的熱處理工藝為正火+回火處理，多了一道正火工藝，因此可以參照母材的熱處理方式對(duì)熔敷金屬進(jìn)行熱處理，以提高熔敷金屬的韌性。在590℃×8 h（工藝1）熱處理工藝的基礎(chǔ)上設(shè)計(jì)了兩種熱處理工藝，分別為750℃×1 h+590℃×8 h（工藝2）和800℃×1 h+590℃×8 h（工藝3）。圖7為不同熱處理工藝下熔敷金屬的沖擊韌性結(jié)果?？梢钥闯?，正火+回火熱處理工藝能在一定程度上提高熔敷金屬的韌性，沖擊韌性基本穩(wěn)定在100 J以上，比590℃×8 h熱處理工藝提高了10～20 J。通過(guò)熱處理工藝的調(diào)整，拼焊結(jié)構(gòu)的馬氏體不銹鋼轉(zhuǎn)輪接頭部位的0℃沖擊韌性有望突破100 J，可更好地保障水輪機(jī)轉(zhuǎn)輪運(yùn)行的安全性。

圖7 不同熱處理工藝下熔敷金屬的沖擊韌性Fig.7 Impact toughness after different heat treatments of the depos‐ited metals

2.4 熔敷金屬?zèng)_擊斷口分析

圖8為焊態(tài)和590℃×8 h熱處理態(tài)熔敷金屬?zèng)_擊試樣的斷口形貌?？梢钥闯?，兩種沖擊試樣的斷口整體上均呈現(xiàn)出韌性斷裂特征，焊態(tài)試樣斷口的大部分區(qū)域?yàn)轫g窩狀，除此之外還存在較多的準(zhǔn)解理斷裂區(qū)域（見(jiàn)圖8a）；熱處理態(tài)試樣斷口的準(zhǔn)解理區(qū)域面積明顯小于焊態(tài)試樣（見(jiàn)圖8b）?？傮w而言，熱處理態(tài)沖擊試樣的韌性斷裂特征更加明顯，比焊態(tài)試樣的韌性優(yōu)異，這與沖擊測(cè)試結(jié)果一致。

圖8 沖擊斷口整體形貌Fig.8 Fracture morphologies of the deposited metals

白鶴灘的1 000 MW超大型水輪機(jī)轉(zhuǎn)輪對(duì)熱處理態(tài)熔敷金屬的力學(xué)性能要求為：屈服強(qiáng)度RP0.2≥700 MPa、抗拉強(qiáng)度Rm≥850 MPa、0 ℃沖擊韌性KV2≥70 J，結(jié)合本試驗(yàn)的力學(xué)性能測(cè)試結(jié)果可知，HS13/5L焊絲MAG焊熔敷金屬的綜合力學(xué)性能滿足白鶴灘工程應(yīng)用的需求。

3 實(shí)際應(yīng)用

白鶴灘百萬(wàn)千瓦水電機(jī)組全部采用國(guó)產(chǎn)HS13/5L焊絲進(jìn)行焊接，該焊絲力學(xué)性能優(yōu)異、焊接工藝性良好，受到了用戶的一致認(rèn)可，已替代進(jìn)口，成功實(shí)現(xiàn)了中國(guó)高端裝備制造的重大突破，迄今為止白鶴灘水輪機(jī)轉(zhuǎn)輪的焊接已使用400余噸HS13/5L馬氏體不銹鋼焊絲。對(duì)于三峽用HS13/5L焊絲熔敷金屬的斷裂韌性已進(jìn)行了較充分的研究，如李小宇［15］、杜兵［16］開展的CTOD試驗(yàn)，結(jié)果表明HS13/5L焊絲熔敷金屬具有良好的抗斷裂性能。本研究所用HS13/5L焊絲是近些年生產(chǎn)的力學(xué)性能更優(yōu)的焊絲，通過(guò)改進(jìn)冶煉工藝和制備技術(shù)等進(jìn)一步提高了熔敷金屬的強(qiáng)度和塑韌性，后續(xù)研究會(huì)在試驗(yàn)條件允許的情況下，對(duì)現(xiàn)有最新批次的HS13/5L焊絲熔敷金屬的斷裂韌性進(jìn)行測(cè)試。

4 結(jié)論

（1）力學(xué)性能測(cè)試結(jié)果表明，HS13/5L焊絲MAG焊熱處理態(tài)熔敷金屬具有強(qiáng)度與塑韌性的良好匹配，綜合力學(xué)性能滿足白鶴灘轉(zhuǎn)輪焊接的技術(shù)性能指標(biāo)。

（2）熔敷金屬的焊態(tài)組織為淬火馬氏體以及枝晶間δ鐵素體組織，層道間重?zé)釁^(qū)還存在回火馬氏體組織；經(jīng)回火熱處理，淬火馬氏體組織轉(zhuǎn)變?yōu)榛鼗瘃R氏體和逆變奧氏體，組織發(fā)生了細(xì)化。

（3）相較于焊態(tài)熔敷金屬，回火處理能夠在保證較高強(qiáng)度的同時(shí)，顯著提高材料的塑性和韌性，回火過(guò)程中馬氏體基體的軟化以及逆變奧氏體的形成是熔敷金屬韌性提高的主要原因。

（4）采用正火+回火熱處理工藝（750℃×1 h+590℃×8 h，800℃×1 h+590℃×8 h），能夠?qū)S13/5L熔敷金屬的0℃沖擊韌性提高至100 J以上，可為日后水輪機(jī)轉(zhuǎn)輪焊接接頭熱處理工藝的改進(jìn)提供參考。